鋁鋰合金組織-性能相關性及新型鋁鋰合金設計

李勁風，李昊然，王正安

(1. 中南大學材料科學與工程學院 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，湖南 長沙 410083) (2. 西南鋁業(集團)有限責任公司， 重慶401326)

1 前 言

鋰(Li)是最輕的金屬元素，在鋁及鋁合金中添加Li即形成一個鋁合金類型——鋁鋰合金。在鋁合金中添加1.0%(質量分數)Li可降低密度3%，提高模量6%。新型鋁鋰合金不僅具有低密度、高彈性模量的特點，同時還具有高比強度、高比剛度、低疲勞裂紋擴展速率、較好的高溫及低溫性能等特性[1]，是理想的航空航天材料。圖1所示為鋁鋰合金與傳統鋁合金部分性能比較[2, 3]。

鋁鋰合金的研究和開發至今已有近百年歷史。就成分體系而言，鋁鋰合金主要包括Al-Mg-Li系(主要為前蘇聯和俄羅斯開發)及Al-Cu-Li系(目前國際鋁鋰合金主流體系)。就鋁鋰合金發展階段而言，目前廣泛認為已發展了三代鋁鋰合金，且在歐美和俄羅斯的運載火箭、民用客機和戰機上均已獲得廣泛應用。第二代和第三代鋁鋰合金成分特征如表1所示[4]。

國內鋁鋰合金研究始于20世紀80年代，初期以跟蹤仿制為主，進入本世紀后開始進行自主研發。由于航天和航空領域的需求牽引，2010年以來國內掀起了對鋁鋰合金焊接成型、旋壓、熱處理等多方面技術的研究熱潮[5-15]。目前，部分第三代鋁鋰合金已在國內航空航天領域開始應用(圖2)[4,16]。

圖1 鋁鋰合金與傳統鋁合金部分性能比較[2, 3]：(a) 2055鋁鋰合金，(b) 2199及2060鋁鋰合金Fig.1 Property comparison between several Al-Li alloys and conventional Al alloys[2, 3]: (a) 2055 Al-Li alloy, (b) 2199 and 2060 Al-Li alloys

表1 第二代、第三代鋁鋰合金成分主要特征[4]

圖2 鋁鋰合金在國內航空航天領域的應用[4, 16]：(a) C919大型客機鋁鋰合金機身等直段部段，(b) 直徑3350 mm的鋁鋰合金貯箱Fig.2 Domestic applications of Al-Li alloys in airplane and aerospace fields[4, 16]: (a) liner part of C919 fuselage, (b) fuel tank with diameter of 3350 mm

由于航空航天的減重需求，國際上鋁鋰合金仍然在快速發展。近10年國際上鋁鋰合金發展表現出以下幾個特征：首先，不斷推出新的鋁鋰合金牌號，2011年以來，通過調整主合金元素Cu，Li含量或添加微合金化元素Mg，Ag，Zn等，國際上開發了多個新型鋁鋰合金牌號；其次，鋁鋰合金產品形式和規格也在不斷發展，同一牌號鋁鋰合金產品從以板材形式為主發展為型材和模鍛件均有，板材截面厚度規格也從中板發展為中厚板和超厚板。

綜合最近國際上開發的鋁鋰合金的性能及美國鋁業公司(Alcoa)、加拿大鋁業公司(Alcan)等對高性能鋁鋰合金的研發目標，新型鋁鋰合金的目標性能特征包括：密度低、比強度高；成型性能優良；更高的靜強度(尤其是屈服強度)和斷裂韌性，裂紋擴展速率、疲勞性能、耐腐蝕性能以及彈性模量等性能和第三代鋁鋰合金相當。

新型鋁鋰合金開發包括新的成分設計、新的產品形式及新的熱處理工藝開發等多個方面，其中成分設計應該是其重點。本文主要從成分設計及組織調控角度進行闡述。

2 鋁鋰合金的組織-性能相關性

第二相類型、尺寸及空間分布和晶粒特征等組織特征是決定鋁鋰合金性能的主要因素，而組織一方面由其成分決定，另一方面也與其加工成型和熱處理過程密切相關。本部分主要闡述鋁鋰合金部分性能與其組織(主要是時效析出相)的相關性。

2.1 主要時效析出相

Al-Cu-Li系鋁鋰合金主要時效強化相包括T1相(Al2CuLi)、δ′相(Al3Li)和θ′相(Al2Cu)。隨Cu含量由2.0%以下增加至4.0%以上、Li含量由2.5%降低至1.0%甚至以下，鋁鋰合金主要時效強化相組成分別為δ′、δ′+T1、T1+θ′等幾種類型[17]。

δ′相為立方超點陣晶體結構(L12)的球狀亞穩相，晶格常數為a=0.405 nm。δ′相與鋁基體共格，其共格關系為(100)δ′//(100)Al，[001]δ′//[001]Al[18]。θ′相為四方結構的圓盤狀亞穩相，其晶格常數分別為：a=0.404 nm，c=0.58 nm。θ′相與鋁基體半共格，與基體的取向關系為：(100)θ′//(100)Al，[001]θ′//[001]Al[18]。

與δ′相和θ′相不同，T1相為密排六方結構的圓盤狀平衡相，其晶格常數分別為：a=0.4965 nm，c=0.9345 nm[19]。T1相在鋁基體{111}Al面析出，與鋁基體半共格，其取向關系為：(0001)T1//(111)Al，[1010]T1//[110]Al[18-20]。T1相既可在晶內析出，也可在晶界析出。

鋁鋰合金時效時在晶界還可能析出平衡相T2相(Al6CuLi3)。另外，若Al-Cu-Li系鋁鋰合金添加了Mg元素，時效時晶內也可能析出S′相(Al2CuMg)[12]。

2.2 強度與時效析出相的相關性

時效析出相不同將導致鋁鋰合金常規力學性能的巨大差異。圖3是Al-Cu-Li系鋁鋰合金1441(Al-1.78Cu-1.87Li-0.96Mg-0.11Zr，質量分數)薄板雙級T8峰時效(150 ℃/32 h)后的[100]Al晶帶軸選區電子衍射(selected area electron diffraction, SAED)圖譜及透射電鏡暗場(dark field, DF)照片。除基體衍射斑點之外，僅{110}Al和{100}Al位置存在δ′相衍射斑點(圖3a)，TEM-DF照片中可觀察到大量球狀δ′相(圖3b)，表明，該鋁鋰合金時效析出相主要為δ′相。力學性能測試表明，具有上述微觀組織的1441鋁鋰合金屈服強度為393 MPa，抗拉強度為500 MPa，伸長率為12%[21]。

圖3 1441鋁鋰合金T8時效后選區電子衍射(selected area electron diffraction, SAED)圖譜及透射電鏡暗場(dark field, DF)照片[21]：(a)[100]Al SAED圖譜，(b) δ′相，TEM-DF照片Fig.3 SAED pattern and TEM-DF image of 1441 Al-Li alloy after T8 aging[21]: (a)[100]Al SAED pattern, (b) δ′ precipitates, TEM-DF image

圖4為另一種Al-Cu-Li系鋁鋰合金2A55(Al-3.82Cu-1.22Li-0.41Mg-0.36Ag-0.45Zn-0.31Mn-0.1Zr)T8峰時效(4.5%預變形，150 ℃/35 h)后SAED圖譜及TEM-DF照片[22]，其微觀組織特征明顯不同于1441鋁鋰合金。圖4a的[100]Al晶帶軸SAED圖譜中，存在沿{200}Al及{110}Al分布的衍射茫線，并在1/3{220}Al及2/3{220}Al位置存在非常明顯的衍射斑點，圖4b 的[112]Al晶帶軸SAED圖譜中存在明顯的沿1/3{220}Al及2/3{220}Al分布的衍射茫線，表明2A55鋁鋰合金主要時效析出相為T1相，并有較多θ′相，同時存在部分原子偏聚(Guinier Preston, GP)區，TEM-DF照片中可觀察到上述相應析出相(圖4c和4d)，即該鋁鋰合金主要時效析出相為T1+θ′類型。力學性能測試表明，具有上述微觀組織的2A55鋁鋰合金力學性能如下：屈服強度606 MPa、抗拉強度631 MPa、伸長率10.5%[22]。

圖4 2A55鋁鋰合金T8時效后SAED圖譜及TEM-DF照片[22]：(a)[100]Al SAED圖譜；(b)[112]Al SAED圖譜；(c) θ′相和GP區，DF照片；(d) T1相，DF照片Fig.4 SAED patterns and TEM-DF images of 2A55 Al-Li alloy after T8 aging[22]: (a)[100]Al SAED pattern; (b)[112]Al SAED pattern; (c) θ′ precipitates and GP zones, DF image; (d) T1 precipitates, DF image

經計算，上述1441鋁鋰合金中主合金元素(Cu，Li)的摩爾分數總量為7.42%，高于2A55鋁鋰合金中的總量6.58%。然而1441鋁鋰合金強度遠低于2A55鋁鋰合金，這說明鋁鋰合金強度由其析出相類型及含量決定，而不是簡單決定于合金化元素總量。研究表明，時效析出相為T1+θ′類型的鋁鋰合金強度遠高于δ′類型的鋁鋰合金[23-25]。

上述強度差異主要與時效析出相強化機理及強化效果不同有關。T1相在欠時效時位錯可以切過，而峰時效及過時效時主要為繞過強化機制；θ′相與鋁基體半共格，欠時效至時效階段均以繞過強化機制為主；δ′相在欠時效階段以切過強化機制為主，但峰時效長大后，其強化方式轉變為繞過機制[26]。圓盤狀T1相和θ′相強化效果主要與他們在滑移面{111}Al投影有效間距有關[17, 27, 28]。假定球狀析出相轉變為圓盤狀析出相時，單位體積內析出相數密度及單個析出相體積不變，Nie等分別基于切過強化機制和繞過強化機制計算了圓盤狀T1相及θ′相強化效果與球狀析出相δ′相強化效果的比值(Δτ(plate)/Δτ(sphere))隨長寬比變化的關系曲線，如圖5所示[17, 27, 28]。在兩種強化機制下，T1相和θ′相強化效果均顯著大于δ′相，而且T1相和θ′相強化效果均隨其長寬比增加而逐漸增大；同時，在相同的長寬比條件下，{111}Al晶面上析出的圓盤狀T1相引起的強化效果大于{100}Al晶面上析出的圓盤狀θ′相。另外，T1相長寬比通常大于θ′相長寬比。綜合而言，鋁鋰合金主要時效析出相強化效果順序為：T1相>θ′相>δ′相[17]。

圖5 基于切過強化機制及繞過強化機制時圓盤狀T1相及θ′相強化效果與球狀δ′相強化效果的比值(Δτ(plate)/ Δτ(sphere))隨長寬比變化的關系曲線[17, 27, 28]：(a) 切過強化機制，(b) 繞過強化機制Fig.5 Variations of Δτ(plate)/Δτ(sphere) with aspect ratio for plate-shaped T1 and θ′ precipitates[17, 27, 28]: (a) shearing strengthening mechanism, (b) by-passing strengthening mechanism

2.2 腐蝕性能與微觀組織的相關性

抗腐蝕能力是鋁鋰合金需考慮的主要性能之一，而腐蝕性能同樣與時效析出相密切相關。T1相同時含有不活潑元素Cu和活潑元素Li。腐蝕初期T1相電位較負，作為陽極開始發生自身的陽極溶解，其中活潑元素Li優先溶解，不活潑元素Cu則逐漸富集；結果腐蝕后T1相電位正移，從而促進其邊緣基體(晶內基體和晶界邊緣的無沉淀帶)的電化學溶解和腐蝕[29-31]。晶界析出的T2相也同時含有不活潑元素Cu和活潑元素Li，其腐蝕機理與T1相類似。但由于T2相Cu含量較低，腐蝕后期T2相促進其邊緣基體電化學溶解腐蝕能力降低[30-32]。θ′相主要含有不活潑元素Cu，將作為陰極相并促進其邊緣基體的陽極溶解[30]。δ′相電化學性質雖未進行檢測，但根據成分特征判定其應該一直作為陽極相，且δ′相不連續存在，不會導致相應鋁鋰合金的嚴重腐蝕。

晶界析出相種類和分布的差異將導致鋁鋰合金腐蝕行為的差異。圖6和圖7所示分別為幾種不同Cu/Li含量比鋁鋰合金微觀組織及在晶間腐蝕介質中浸泡腐蝕6 h后的截面金相照片[33]。高Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出較連續的T1相(圖6a)，中等Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出的T1相減少(圖6b)，低Cu/Li含量比鋁鋰合金晶界析出不連續δ(AlLi)相(圖6c)。當晶界析出連續T1相，而晶內析出相很少，其晶間腐蝕敏感性較大(圖7)；若此時晶內同時析出較多T1相，將容易發生以晶粒腐蝕為特征的坑蝕并伴隨晶間腐蝕。若晶界析出不連續δ相，晶間腐蝕敏感性明顯降低[33]。

圖6 不同Cu/Li含量比鋁鋰合金175 ℃時效24 h后晶界區域掃描透射電子顯微鏡(STEM)照片[33]：(a) 高Cu/Li含量比，(b) 中Cu/Li含量比，(c) 低Cu/Li含量比Fig.6 STEM images of the grain boundary area in Al-Li alloys with different Cu/Li ratio after aging for 24 h at 175 ℃[33]: (a) high Cu/Li ratio, (b) medium Cu/Li ratio, (c) low Cu/Li ratio

2.3 疲勞裂紋擴展速率與微觀組織的相關性

疲勞裂紋擴展速率是航空用鋁鋰合金的主要目標性能之一，與析出相類型和尺寸密切相關。圖8及圖9所示分別為2A97鋁鋰合金T6時效(165 ℃/60 h)及T8低溫(135 ℃)時效不同時間的TEM照片及相應的疲勞裂紋擴展速率曲線(da/dN～ΔK)[34, 35]。T8短時間(12 h)時效，析出相為大量細小密集的δ′相及較少非常細小的T1相(圖8a和8b)，此時合金疲勞裂紋擴展速率最低，抗疲勞裂紋擴展性能最優(圖9)，ΔK=30 MPa·m1/2時裂紋擴展速率為4.5×10-3mm·cycle-1，且直至ΔK為35 MPa·m1/2才發生斷裂，可承受的應力強度因子范圍較大。時效時間延長至48 h后，δ′相和T1相尺寸增大，且T1相數量急劇增加(圖8c和8d)；時效時間長達120 h時，合金中的δ′相和T1相繼續長大，但δ′相的數量減少(圖8e和8f)。這兩種析出相組成情況下，合金疲勞裂紋擴展速率持續增加，抗疲勞裂紋擴展性能降低，ΔK=30 MPa·m1/2時裂紋擴展速率分別為6.5×10-3及6.8×10-3mm·cycle-1。

圖7 不同Cu/Li含量比鋁鋰合金時效不同時間后浸泡腐蝕6 h后的截面金相照片[33]Fig.7 Typical corrosion sectional metallographs of Al-Li alloys with different Cu/Li ratio aged for different time after 6 h immersion[33]

圖8 2A97鋁鋰合金T6時效(165 ℃/60 h)及T8低溫(135 ℃)時效不同時間的TEM-DF照片[34, 35]：(a) T8，12 h，T1相；(b) T8，12 h，δ′相；(c) T8，48 h，T1相；(d) T8，48 h，δ′相；(e) T8，120 h，T1相；(f) T8，120 h，δ′相；(g) T6，T1相；(h) T6, θ′相，δ′相Fig.8 TEM-DF images of 2A97 Al-Li alloy after T6 aging and T8 aging for different time[34, 35]: (a) T8, 12 h, T1;(b)T8, 12 h, δ′; (c) T8, 48 h, T1; (d) T8, 48 h, δ′; (e) T8, 120 h, T1; (f) T8, 120 h, δ′; (g) T6, T1; (h) T6, θ′ and δ′

圖9 不同時效狀態下2A97鋁鋰合金的疲勞裂紋擴展速率曲線[34, 35]Fig.9 Fatigue crack propagation rate curves of 2A97 Al-Li alloy after different aging[34, 35]

T6時效(165 ℃/60 h)時，2A97鋁鋰合金主要析出T1相和θ′相，僅有少量粗大δ′相(圖8g和8h)，對應的疲勞裂紋擴展速率較高，ΔK=25 MPa·m1/2時疲勞裂紋擴展速率為7.5×10-3mm·cycle-1，且在ΔK為27 MPa·m1/2時就已經發生失穩斷裂。

在鋁鋰合金中，位錯可以切過細小δ′相及細小T1相[26]，即細小δ′相及細小T1相可以促進共面滑移，增加位錯滑移可逆性，從而降低裂尖應力集中程度及塑性累積水平，促進裂紋的閉合效應，提高疲勞裂紋擴展抗力。而粗大、密集的T1相及半共格的θ′相抑制共面滑移，易于造成應力集中，降低裂紋擴展抗力[18, 34-36]。上述微觀組織與疲勞裂紋擴展速率關系表明，進行耐損傷鋁鋰合金成分設計及熱處理工藝設計時，應優先考慮析出細小δ′相及細小T1相的鋁鋰合金成分體系；而形成密集T1相及半共格θ′相的成分體系及熱處理工藝則不能優先考慮應用于耐損傷鋁鋰合金。

3 新型鋁鋰合金設計

基于時效析出相與性能的相關性，結合成分與析出相類型的關系，通過成分設計及工藝(如熱處理工藝)優化調控時效析出相類型及含量，可以開發具有不同性能的鋁鋰合金，這是開發新型鋁鋰合金的基礎之一。以下分別闡述幾種不同類型新型鋁鋰合金的設計研發情況。

3.1 高強、超高強鋁鋰合金

根據鋁鋰合金中不同時效強化相強化效果差異，開發高強、超高強鋁鋰合金應優先考慮析出高體積分數的T1+θ′相。相同峰時效條件下，影響鋁鋰合金析出相類型及含量的主要因素為Cu和Li含量。系列研究表明，鋁鋰合金中Cu/Li含量比比較低(Cu含量較低而Li含量較高)時有利于析出δ′相，而Cu/Li含量比比較高時則有利于T1相和θ′相的析出[37-39]。結合上述現象，研究人員總結了如下Cu(3.0%～4.4%)、Li(0.8%～1.4%)含量對Al-Cu-Li系鋁鋰合金強度的影響規律：隨Cu+Li總原子分數增加，鋁鋰合金強度有提高的趨勢；而在Cu+Li總原子分數相同(近)時，隨Cu占Cu和Li總原子分數比例增加，強度有增加的趨勢[37-40]。馬云龍基于上述分析，進一步以Cu+Li總原子分數及Cu占Cu和Li總原子分數的比例為因變量，建立標準成分范圍內2195鋁鋰合金強度與Cu,Li含量的數學關系[40]。

在不改變析出相類型的基礎上，通過微合金化元素促進強化效果最好的T1相析出是開發高強、超高強鋁鋰合金的有效手段。中南大學開展了鋁鋰合金中Mg，Ag，Zn系列的微合金化及復合微合金化研究，結果表明Mg、Mg+Ag、Mg+Zn、Mg+Ag+Zn添加有利于促進T1相的形核，增加T1相密度和體積分數，加速時效響應速度，進而提高鋁鋰合金強度[41-45]。綜合而言，Mg+X(X=無、Ag或/和Zn)微合金化強化效果呈現如下規律：Mg+Ag+Zn>Mg+Ag>Mg+Zn>Mg[4]。

基于上述Cu，Li含量對鋁鋰合金強度影響規律及Mg，Ag，Zn微合金化元素作用效果及機理方面的研究成果，國內形成了(超)高強鋁鋰合金的設計思路。“十一五”和“十二五”期間，中南大學、北京航空材料研究院、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(集團)有限責任公司聯合開發了新型高強高韌2A97鋁鋰合金；“十三五”期間，中南大學、航天材料及工藝研究所及西南鋁業(集團)有限責任公司聯合開發了超高強鋁鋰合金(2A96，后以2A55鋁鋰合金備案)，并由西南鋁業(集團)有限責任公司進行了工業化生產，該鋁鋰合金T8時效時典型強度可達640 MPa，檢測到最高強度為670 MPa(表2和表3)[22, 46]。目前，該超高強鋁鋰合金已由航天材料及工藝研究所通過旋壓工藝制備了半球形旋壓殼體，并經焊接制備了運載火箭燃料貯箱樣機。

3.2 耐蝕鋁鋰合金

結合鋁鋰合金中不同析出相的腐蝕機理，開發耐腐蝕鋁鋰合金的一個重要方向是通過合金化或微合金化改變T1等析出相的電化學性質并降低晶界T1相比例。國內研究發現在Al-2.8Cu-1.7Li-0.4Mg-0.3Mn-0.12Zr(質量

表2 “十三五”期間我國設計的一種超高強鋁鋰合金成分 [22, 46]

表3 2 mm及10 mm厚度超高強鋁鋰合金板材T8峰時效力學性能[22, 46]

分數，下同)鋁鋰合金中添加Zn元素，可以明顯提高其耐晶間腐蝕能力，如圖10所示[47]。其相關機理如下：Zn元素進入晶界T1相和T2相，形成含Zn的T1相(Al2-(CuZn)Li)及T2相(Al6(CuZn)Li3)[31, 47, 48]；T1相和T2相電位較負，在腐蝕初期作為陽極開始發生自身的電化學腐蝕，結果導致活潑元素Li的優先溶解，而不活潑元素Cu逐漸富集；但含Zn的T1相和T2相腐蝕后Cu元素富集減少，腐蝕后電位正移程度降低，從而降低對其邊緣基體(晶內基體和晶界邊緣的無沉淀帶)電化學溶解和腐蝕的促進作用，相應地提高鋁鋰合金耐腐蝕能力。

圖10 添加不同含量Zn的Al-2.8Cu-1.7Li(質量分數)鋁鋰合金175 ℃時效不同時間后在晶間腐蝕介質中浸泡6 h后的典型截面腐蝕形貌[47]：(a)不添加，(b)0.3Zn，(c)0.7ZnFig.10 Typical sectional corrosion morphologies of Al-2.8Cu-1.7Li(wt%) alloy with different Zn additions aged at 175 ℃ for 6 h and 24 h after 6 h exposure in intergranular corrosion medium[47]: (a) Zn-free, (b) 0.3Zn, (c) 0.7Zn

然而，當合金中Cu/Li含量比比較高時，晶界和晶內析出T1相較多，對T1相邊緣基體陽極溶解的促進作用仍然很強烈，因而在Cu/Li含量比高的鋁鋰合金中添加Zn元素時提高耐腐蝕能力有限[49]。

與上述機理相關的2099鋁鋰合金(添加Zn元素的中等Cu/Li含量比的鋁鋰合金)具有卓越的耐腐蝕能力。圖11為2099鋁鋰合金與另外兩種傳統鋁合金在海邊暴露不同時間后的形貌照片，2024-T3鋁合金僅暴露1年后即發生嚴重的剝落腐蝕，而2099-T8鋁鋰合金暴露約20年后仍然只發生孔蝕[1, 50]。2099鋁鋰合金目前已在國產大飛機C919構件上成功應用。

圖11 不同鋁合金海邊暴露不同時間后形貌照片[1, 50]：(a) 7150-T6，4年；(b) 2024-T3，1年；(c) 2099-T8，14年；(d) 2099-T8，19.1年Fig.11 Morphologies of Al alloys after seaside exposure for different time[1, 50]: (a) 7150-T6, 4 years; (b) 2024-T3, 1 year; (c) 2099-T8, 14 years; (d) 2099-T8, 19.1 years

3.3 耐損傷鋁鋰合金

設計以細小彌散δ′相為主要強化相，而其他強化相很少的鋁鋰合金，是開發耐損傷鋁鋰合金的主要方向之一。國內研究人員設計了成分為Al-1.7Li-1.5Cu-0.9Mg-0.1Zr-0.08Sc的鋁鋰合金，結合不同T8雙級時效(6%冷軋預變形，150 ℃/4 h+170 ℃/(2～120) h)，獲得了耐損傷性能優異的鋁鋰合金薄板[51]。圖12為該鋁鋰合金不同T8時效狀態的微觀組織[51]，析出相均以δ′相為主，只是隨第二級時效時間延長，δ′相逐漸長大。合金中心裂紋試樣(MT試樣)的疲勞裂紋擴展速率曲線如圖13所示，具體性能值如表4所列[51]。由此可知，該鋁鋰合金是一種性能優異的中強耐損傷鋁鋰合金，在航空構件上有良好的應用前景。

圖12 一種中強耐損傷鋁鋰合金不同T8雙級時效后的SAED圖譜及TEM-DF照片[51]：(a)第二級170 ℃/2 h, (b) 第二級170 ℃/24 hFig.12 SAED patterns and TEM-DF images of a novel medium strength and highly tolerant Al-Li alloy after different two-step T8 aging[51]: (a) 2nd step aging is 170 ℃/2 h, (b) 2nd step aging is 170 ℃/24 h

設計以細小T1相為主要強化相的鋁鋰合金是耐損傷鋁鋰合金發展的另一方向。中南大學設計了一種成分為Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag的鋁鋰合金，薄板經T8

表4 一種中強耐損傷鋁鋰合金不同T8雙級時效后力學性能和疲勞裂紋擴展速率[51]

# notes that the pre-deformation for T8 aging is 6%, and the 1ststep aging is at 150 ℃ for 4 h;* notes ΔK=30 MPa·m1/2

雙級時效(12%冷軋預變形+RT/120 h+145 ℃/20 h)后析出尺寸非常細小且彌散分布的T1相(圖13a)，獲得良好的綜合性能：抗拉強度443 MPa，屈服強度397 MPa，伸長率16.5%，裂紋擴展速率約1.34×10-3mm·cycle-1(ΔK=30 MPa·m1/2)。但因該合金Cu和Li含量比例特征適宜于形成T1+θ′的析出相類型，若熱處理控制不當，容易形成尺寸較大的T1+θ′相以及極少量S′相(圖13b和13c)，結果在常規力學性能基本不變的條件下，其耐損傷性能顯著下降(圖14a)[52, 53]。

另一種比較典型的耐損傷鋁鋰合金2060由Alcoa公司設計開發，目前在國產大飛機C919機身等直段上應用(圖2a)[16]，其疲勞裂紋擴展速率曲線如圖14b所示[54]。

圖13 Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag合金不同時效處理后的TEM照片[52]：(a) T8雙級時效(12%預變形+RT/120 h+145 ℃/20 h)，T1相，DF；(b) T8單級時效(4%預變形+145 ℃/45 h)，T1相，DF；(c) T8單級時效，θ′相，明場(bright field, BF)像Fig.13 TEM images of Al-2.98Cu-0.85Li-0.37Mg-0.32Ag alloy after different aging[52]: (a) T8 two-step aging (12% pre-deformation+RT/120 h+145 ℃/20 h), T1, DF; (b) T8 single-step aging (4% pre-deformation+145 ℃/45 h), T1, DF; (c) T8 single-step aging, θ′, BF

3.4 高淬透性鋁鋰合金

高淬透性、低淬火敏感性主要在7XXX系鋁合金中有較多報道。隨著航空航天應用對厚截面鋁鋰合金構件的需求，國內逐漸提出了開發高淬透性鋁鋰合金的目標。目前對鋁鋰合金的淬透性評價非常少，僅俄羅斯對部分鋁鋰合金淬透性或過飽和固溶體的穩定性進行過研究。Shneider等采用端淬結合后續時效后進行強度測試的方法，研究了1420、1421、1450、1460、1470等幾種鋁鋰合金的淬透性(部分結果如圖15所示)[55]。結果認為：Cu含量提高，過飽和固溶體穩定性下降；合金中Cu/Li含量比降低，鋁鋰合金淬透性提高。然而，他們并未系統研究合金化元素對鋁鋰合金淬透性的影響，因而上述結論不能對高淬透性鋁鋰合金的開發提供有效指導。

圖14 不同鋁鋰合金疲勞裂紋擴展速率曲線[52-54]：(a) Al-2.98Cu-0.85Li-X合金，(b) 2060-T8鋁鋰合金Fig.14 Fatigue crack propagation rate curves of different Al-Li alloys[52-54]: (a) Al-2.98Cu-0.85Li-X alloy, (b) 2060-T8 (LT specimen)

圖15 不同鋁鋰合金端淬并時效后距淬火端不同距離處試樣的平均強度[55]：(a) 抗拉強度, (b) 屈服強度Fig.15 Average strength as a function of distance away from the quenching end after end quenching and artificial aging[55]: (a) tensile strength, (b) yield strength

國內設計了一種采用薄板疊層、端淬、后續T8時效(針對Al-Cu-Li系鋁鋰合金的熱處理工藝)再進行強度測試來表征鋁鋰合金淬透性的方法[56]，并將其應用于表征第三代鋁鋰合金2195、2050及2060的淬透性，如圖16所示[57-61]。由圖可知，2050鋁鋰合金淬透性最好，而2060鋁鋰合金淬透性最差，這個結果與上述鋁鋰合金AMS規范的厚度規格相符[62, 63]。

圖16 不同鋁鋰合金端淬并T8時效后距淬火端不同距離處試樣的抗拉強度[57-61]Fig.16 Average tensile strength as a function of distance away from the quenching end after end quenching and T8 aging[57-61]

針對開發高淬透性鋁鋰合金的目標，作者課題組正在針對Al-Cu-Li系鋁鋰合金成分特征，在實驗室制備不同成分鋁鋰合金薄板的基礎上，對大范圍內Cu，Li，Mg等幾種主要合金化元素對鋁鋰合金淬透性的影響進行研究。目前部分研究結果已申請高強高淬透性鋁鋰合金專利[64]，并擬陸續申請其他類型高淬透性鋁鋰合金專利。

4 結 語

我國是世界上能工業化生產和應用先進鋁鋰合金的少數幾個國家之一，突破了鋁鋰合金工程化研制與生產中的一系列關鍵技術，國產鋁鋰合金材料也在我國一些重要航空航天飛行器上獲得應用。與此同時，我國科研人員對鋁鋰合金的合金成分設計、加工變形、熱處理、腐蝕等方面的基礎理論問題也進行了深入系統的研究。

我國鋁鋰合金研究雖然取得了很大成績，但在鋁鋰合金自主研發設計方面仍然落后于國外先進水平。主要表現在：① 自主設計、注冊的鋁鋰合金牌號太少，目前僅有2A97、2A55、X2A66、X2A68、2A60鋁鋰合金牌號；② 自主知識產權保護不足，而美國(如Alcoa)等則搶先在中國進行專利保護；③ 大量自主設計的不同高性能鋁鋰合金未進入工業化試制和工業化生產階段，不能作為航空航天部門的備選材料而開展應用技術研究。

作者認為，未來我國應針對航空航天技術發展的需求，進一步加強高性能鋁鋰合金的基礎研究，在深入研究鋁鋰合金的成分、微觀組織和性能相關性的基礎上，建立不同性能特征(包括高強超高強、耐腐蝕、耐損傷、可焊、高成形性、高淬透性)鋁鋰合金的設計思路和設計準則，進一步研發具有自主知識產權的新型高性能鋁鋰合金，建立相應的材料規范，同時加快自主研發鋁鋰合金的應用技術研究，擴大鋁鋰合金的實際工程應用。相信在航空航天工業需求的牽引下，我國新型鋁鋰合金的研究、生產和應用必將進入一個發展新時期。